CN109136759A - 轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢及制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢，化学成分按重量百分比包括：0.20～0.24％的C、0.20～0.30％的Si、1.10～1.50％的Mn、P≤0.010％、S≤0.004％、0.020～0.040％的Ti、0.0030～0.0040％的B，余量为Fe及不可避免的杂质，且钢的厚度为3.0～10.0mm。本发明的化学成分以及热轧工艺，获得晶粒尺寸细小的铁素体+珠光体组织，综合力学性能良好的热成形钢板材，板材的抗拉强度≤650MPa、屈服强度≤540MPa、延伸率≥27％，热成形钢经过常规的热成形工艺处理后，抗拉强度≥1300MPa、屈服强度≥1000MPa、延伸率≥10％。

Description

轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢及制备方法

技术领域

本发明涉及热轧汽车用钢技术领域，具体涉及一种轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢及制备方法。

背景技术

21世纪的汽车行业，降低燃料消耗、减少CO₂和废气排放已成为社会的需求，作为材料生产厂的钢铁业为了适应这种发展趋势，已开发出许多种类的超高强度钢板来帮助减轻汽车重量，适应汽车工业的新要求。

使用传统冷冲压工艺对超高强度钢板进行加工不仅存在诸多技术上的障碍，如冲压件回弹，模具损耗等；同时对材料的性能提出了极高的要求，使得材料的价格高昂，阻碍了汽车厂商的大规模应用。为了解决这个难题，超强度钢板热冲压技术应运而生。这种技术将先进高强度钢板加热到奥氏体温度后快速冲压成形，在保压阶段通过模具实现淬火并达到所需的冷却速度，从而得到组织为均匀马氏体，强度在1500MPa左右的超高强度零件。运用这种技术，材料在加工前并不具有很高的强度，所以传统冷加工中存在的一些难题可以得到有效规避。

热成形技术，作为冲压零件的高强化的一个有效途径，在汽车领域具有广阔的应用前景。采用热成形工艺制造商用车车轮，在车轮行业属于技术创新。车轮行业传统选材为低合金钢或者双相钢，采用热成形钢车轮强度可以从600MPa大幅提升至1300MPa。另外车轮作为承载件，高强化对汽车轻量化减重的效果更为显著。

经初步检索，专利申请号为201710030911.2的文献，其公开了一种抗拉强度≥2000MPa热成形钢的制备方法。该发明采用冶炼、热轧、冷轧、罩式退火得到1.2mm厚的热成形钢。专利号为201710822552.4的文献公开了一种基于CSP流程生产薄规格热成形钢的方法，钢板厚度为1.0～3.0mm。这些专利生产的都是薄规格的热成形钢，用于汽车的安全件和结构件，不能用于车轮的制造。专利号为201810208962.4的文献公开了一种抗拉强度950MPa级别的热成形钢及其热轧工艺，该发明采用热轧工艺生产厚规格热成形钢，但其热成形后抗拉强度较低，只有1000MPa左右，满足不了商用车车轮高强轻量化的需求。

发明内容

本发明的目的就是针对上述技术的不足，提供一种具有良好成形性能和焊接性能的轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢及制备方法。

为实现上述目的，本发明所设计的轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢，化学成分按重量百分比包括：0.20～0.24％的C、0.20～0.30％的Si、1.10～1.50％的Mn、P≤0.010％、S≤0.004％、0.020～0.040％的Ti、0.0030～0.0040％的B，余量为Fe及不可避免的杂质，且钢的厚度为3.0～10.0mm。

在传统22MnB5系热成形钢的基础上，添加了适当的Ti，考虑到生产车轮时，轮辐需要与轮辋进行焊接，Ti的加入可以使焊接性能得到优化。

本发明中主要组分及工艺的作用及控制的理由：

碳：碳是廉价的固溶强化元素，是影响屈服强度和抗拉强度的主要因素之一。同时，碳元素对材料的焊接性能也有重要影响。一般而言，钢中的碳元素含量越高，屈服强度和抗拉强度也随之提高，而焊接性能则随之降低。本发明为了保证获得抗拉强度在1300MPa级别的热成形钢，在采用Mn、B以及微合金元素的情况下，碳含量至少要达到0.20％以上，否则板材经热成形处理后的抗拉强度难以满足要求。另一方面，如果碳含量过高并超过0.24％，将会对板材的焊接性能造成影响，从而降低材料的使用价值。因此综合考虑碳元素对强度和焊接性能的影响，钢中的碳含量应当控制在0.20～0.24％，优选0.21～0.22％。

硅：硅是钢中最基本的元素，对于板材的力学性能没有特别直接的影响。车轮轮辐用钢对钢板表面要求较高，如果硅含量过高，降低钢板表面质量，硅含量要低于0.30％；如果硅含量控制在0.20％以下，那么将会额外增加冶炼的成本。因此硅含量控制在0.20～0.30％，优选0.25～0.30％。

锰：锰是提高强度和韧性最有效的元素，也是本发明采用的重要合金元素之一。锰可以稳定奥氏体并降低钢的临界淬火速度，从而提高材料的淬透性。在本发明中，为了提高淬透性，进而保证材料经热成形处理后所需的强度，锰含量至少应当达到1.10％以上；同时，如果锰含量超过2.0％，那么将会显著增加板坯开裂的风险。因此锰含量应控制在1.10～2.0％，优选1.2～1.5％。

硫：硫是钢中的杂质元素，如果硫含量过高，将会增加钢材的热脆倾向。钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂对钢的冲击韧性是十分不利的，并造成性能的各向异性，因此，需将钢中硫含量控制得越低越好。因此，将钢中硫含量控制在0.004％以下。

磷：磷是钢中的杂质元素，如果磷含量过高，将会在钢坯凝固时析出Fe2P共晶组织并导致冷脆现象。因此磷元素的含量越低越好，实际生产时一般控制在0.010％以下。

钛：钛是本发明采用的重要合金元素之一。钛能够发挥细化晶粒、改善强韧性的作用。另外钛元素的添加有利于提高焊接性能。如果钛元素含量过高，则会增加其粗大碳化物、氮化物夹杂物的数量，从而影响综合力学性能。因此钛含量应控制在0.02～0.04％，优选0.26～0.33％。

硼：硼是本发明采用的重要合金元素之一。热成形钢中加入极少量的硼会聚集到奥氏体晶界处，延迟铁素体形核，从而非常有效地防止转移和在成形过程中形成铁素体；如果硼含量超过0.0040％，则会显著增加材料的热裂倾向，并对韧性造成危害。由于本发明所述的热成形钢的抗拉强度在1300MPa级别，因此将硼的含量控制在0.0030～0.0040％，优选0.0035～0.0036％。

除了对以上化学成分的范围作了限定以外，从提高材料成形性、经济性的观点出发，本发明未添加Cu、Cr、Nb、Ni、Mo等贵重合金元素。

进一步地，所述钢的厚度为4.5～6mm。

还提供一种如上述所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢的制备方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按所述成分及重量百分比混合均匀形成钢水，钢水经过转炉冶炼后进行真空精炼，最后铸造成铸坯；

2)加热

将铸坯加热至1250～1290℃、并保温150～180min；

3)轧制

对加热后铸坯进行分段轧制，粗轧结束温度1070～1110℃、精轧终轧温度870～910℃；

4)冷却

对轧制后钢进行前段快冷，冷却速率为100～200℃/s冷却至670～700℃进行卷取。

对轧制后钢板立即进行超快速冷却，冷却速率大于等于100℃/s，目的是通过高的冷却速度抑制钢中晶粒轧后长大，使其在卷取前保持细小均匀的晶粒状态，使最终的钢材具有细小的晶粒尺寸，晶粒度达到11级。冷却至660～700℃进行卷取，使得卷取钢板的组织为铁素体+珠光体组织，热轧钢板具有良好的强度和塑性。

本发明采用热轧工艺，包括加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取工序，与传统冷轧热成形钢相比，减少了冷轧和退火工艺，大幅节约成本；其生产的车轮用钢厚度为3.0～10.0mm，热轧钢板的抗拉强度≤650MPa、屈服强度≤540MPa、延伸率≥27％，为满足热成形车轮的轻量化。

进一步地，所述步骤1)中，真空精炼时间为15～20min，且真空精炼时加入脱硫剂脱硫，以保证脱硫要求。

进一步地，所述步骤3)中，轧制时除鳞，粗轧除鳞不少于五道次，精轧前除鳞集管开启数不少于二根，精轧第一机架后开启除鳞装置。

本发明制备的钢板参考常规的热成形处理工艺，具体参数如下：以50℃/s的速率将板材加热至960℃并保温300s，然后立即将加热后的板材送入模具冲压，并在模具中快速冷却至室温，冷却速率大于50℃/s。热成形钢冷却后形成马氏体组织，由于钢中的C、Mn等元素的固溶强化作用，使得最终马氏体的强度超过1300MPa，另外由于添加了一定量的B元素，使得钢板淬透性增加，整个零件都能形成马氏体组织。轮辐零件采用热成形工艺，热成形后钢板的抗拉强度≥1300MPa、屈服强度≥1000MPa、延伸率≥10％，因此该轮辐用钢具有良好的成形性能和焊接性能，并且具有良好的表面质量，满足车轮用钢要求。

与现有技术相比，本发明的有益效果如下：采用合理的化学成分以及热轧工艺，获得晶粒尺寸细小的铁素体+珠光体组织，综合力学性能良好的热成形钢板材，板材的抗拉强度≤650MPa、屈服强度≤540MPa、延伸率≥27％；本发明热成形钢经过常规的热成形工艺处理后，微观组织为马氏体，抗拉强度≥1300MPa、屈服强度≥1000MPa、延伸率≥10％，可满足汽车车轮轮辐钢高强度轻量化要求，使得车轮轮辐用钢具有良好的成形性能和焊接性能，并且具有良好的表面质量，满足车轮用钢要求。

附图说明

图1为本发明实施例1热成形钢板材在热成形处理前的金相组织图(铁素体+珠光体)；

图2为本发明实施例1热成形钢板材在热成形处理后的金相组织图(马氏体)。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步的详细说明。

表1为本发明各实施例和对比例的化学成分列表；

表2为本发明各实施例和对比例的主要工艺参数列表；

表3为本发明各实施例和对比例性能检测情况列表。

本发明各实施例和对比例按照以下步骤生产：

1)冶炼、铸造

按所述成分及重量百分比混合均匀形成钢水，钢水经过转炉冶炼后进行真空精炼，真空精炼时间为15～20min，且真空精炼时加入脱硫剂脱硫，最后铸造成铸坯；

2)加热

将铸坯加热至1250～1290℃、并保温150～180min；

3)轧制

对加热后铸坯进行分段轧制，粗轧结束温度1070～1110℃、精轧终轧温度870～910℃，轧制时除鳞，粗轧除鳞不少于五道次，精轧前除鳞集管开启数不少于二根，精轧第一机架后开启除鳞装置；

4)冷却

对轧制后钢进行前段快冷，冷却速率为100～200℃/s冷却至670～700℃进行卷取；

5)进行精整及后工序。

表1本发明各实施例和对比例的化学成分列表

表2本发明各实施例和对比例的主要工艺参数列表

表3本发明各实施例和对比例力学性能检测结果列表

从表3可以很明显看出，采用本发明的化学成分以及热轧工艺，获得晶粒尺寸细小的铁素体+珠光体组织，综合力学性能良好的热成形钢板材，板材的抗拉强度≤650MPa、屈服强度≤540MPa、延伸率≥27％；本发明热成形钢经过常规的热成形工艺处理后，微观组织为马氏体，抗拉强度≥1300MPa、屈服强度≥1000MPa、延伸率≥10％，可满足汽车车轮轮辐钢高强度轻量化要求，使得车轮轮辐用钢具有良好的成形性能和焊接性能，并且具有良好的表面质量，满足车轮用钢要求。

Claims (10)

1.一种轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢，其特征在于：化学成分按重量百分比包括：0.20～0.24％的C、0.20～0.30％的Si、1.10～1.50％的Mn、P≤0.010％、S≤0.004％、0.020～0.040％的Ti、0.0030～0.0040％的B，余量为Fe及不可避免的杂质，且钢的厚度为3.0～10.0mm。

2.根据权利要求1所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢，其特征在于：所述C的重量百分比为0.21～0.22％。

3.根据权利要求1所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢，其特征在于：所述Si的重量百分比为0.25～0.30％。

4.根据权利要求1所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢，其特征在于：所述Mn的重量百分比为1.2～1.5％。

5.根据权利要求1所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢，其特征在于：所述Ti的重量百分比为0.26～0.33％。

6.根据权利要求1所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢，其特征在于：所述B的重量百分比为0.0035～0.0036％。

7.根据权利要求1所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢，其特征在于：所述钢的厚度为4.5～6mm。

8.一种如权利要求1所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢的制备方法，其特征在于：所述制备方法包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按所述成分及重量百分比混合均匀形成钢水，钢水经过转炉冶炼后进行真空精炼，最后铸造成铸坯；

2)加热

将铸坯加热至1250～1290℃、并保温150～180min；

3)轧制

对加热后铸坯进行分段轧制，粗轧结束温度1070～1110℃、精轧终轧温度870～910℃；

4)冷却

对轧制后钢进行前段快冷，冷却速率为100～110℃/s冷却至670～700℃进行卷取。

9.根据权利要求8所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢的制备方法，其特征在于：所述步骤1)中，真空精炼时间为15～20min，且真空精炼时加入脱硫剂脱硫。

10.根据权利要求8所述轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢的制备方法，其特征在于：所述步骤3)中，轧制时除鳞，粗轧除鳞不少于五道次，精轧前除鳞集管开启数不少于二根，精轧第一机架后开启除鳞装置。